擠壓復合AZ91-(SiCP/AZ91)復合板材顯微組織和力學性能

常 海，趙聰銘，王翠菊*

(1 北京科技大學 國家材料服役安全科學中心，北京 102206；2 太原理工大學 材料科學與工程學院 先進鎂基材料 山西省重點實驗室，太原 030024)

鎂合金具有低密度、高比強度和比剛度、阻尼和減震性能好等優點，成為汽車、電子通訊和航空航天等領域不可缺少的結構材料[1-3]。然而鎂合金模量低、硬度低以及耐磨性較差等缺點限制了其發展。顆粒增強鎂基復合材料(PMMCs)不僅密度低，還擁有較高的耐磨性、硬度和模量，彌補了鎂合金的缺陷，擴展了其在工業領域的發展和應用[4-6]。金屬復合板材是利用物理或化學的方法，將兩種或者兩種以上金屬通過復合技術，實現界面牢固的冶金結合而得到的復合板材。與相同金屬的層狀復合板相比，異質金屬復合板因其層組分的成分與性能可單獨調節，通過控制合金類型、厚度比與工藝條件，能夠產生出具有特別綜合性能的混合顯微組織[7-9]。

近年來，金屬擠壓復合法得到廣泛關注。Wu等[10]通過擠壓復合法成功制備出AZ31/7050鎂鋁層狀復合板，并研究了其顯微組織、織構和力學性能。結果表明，硬質鋁顯著提高了復合板的屈服強度，抗拉強度略低于根據混合法則計算的理論值，這是因為鎂層和鋁層在達到其抗拉強度之前就發生了斷裂。Chen等[11]提出一種制備Al/Mg/Al多層板的孔模共擠(PCE)的工藝，擠壓過程中鋁和鎂原子相互擴散，在界面處形成擴散層，其厚度隨擠壓溫度的升高而增加，而界面處由于沒有形成金屬間化合物硬度低于鎂基體和鋁基體。Mahmoodkhani等[12]在450 ℃采用擠壓復合法制備出鋁包鎂棒材，建立了一個反映擠壓過程的數學模型，用以揭示擠壓過程中鎂合金與鋁合金的材料流動以及冶金反應。

AZ91鎂合金由于鑄造性能良好、低密度和高比強度等優點，在工業領域應用較為普遍。將AZ91與SiCP顆粒增強鎂基復合材料(SiCP/AZ91)進行復合，可以彌補其低硬度、低模量和耐磨性差等缺點，進一步拓寬其應用范圍。本工作基于擠壓復合法制備出了AZ91-(SiCP/AZ91)復合板，分析SiCP/AZ91復合材料層和AZ91層內的顯微組織演變，研究AZ91-(SiCP/AZ91)復合板顯微組織和力學性能的變化規律以及AZ91-(SiCP/AZ91)復合板界面的演化機制。

1 實驗材料與方法

采用半固態攪拌鑄造法制備的SiCP/AZ91鎂基復合材料， SiCP尺寸為5 μm，體積分數為10%，具體制備工藝見參考文獻[6]。AZ91-(SiCP/AZ91)復合板的制備工藝如圖1所示，首先利用線切割得到1塊尺寸為40 mm×25 mm×5 mm的AZ91板材和2塊尺寸為40 mm×25 mm ×10 mm復合材料板材；對3塊板進行打磨并填充到直徑和高度均為40 mm的AZ91空心圓柱體中，然后在不同溫度(300，350，400 ℃)下擠壓得到AZ91-(SiCP/AZ91)復合板。將外層AZ91命名為“A”，SiCP/AZ91層命名為“C”，內層AZ91為“AI”，外側界面為“Interface Ⅰ”，內側界面為“Interface Ⅱ”。

圖1 AZ91-(SiCP/AZ91)復合板擠壓加工示意圖Fig.1 Diagrammatic drawing of fabricating AZ91-(SiCP/AZ91) clad plate by extrusion

復合板具體熱擠壓工藝如下：(1)將擠壓模具套筒和凹模組裝好，放入壓力機上的電阻爐內，將溫控箱調至150 ℃時，在套筒內側涂抹石墨油，減少擠壓過程中材料與模具的摩擦；(2)擠壓材料預熱至指定溫度并保溫40 min，然后取出放入擠壓套筒中進行擠壓；(3)擠壓結束后，得到寬度為20 mm、厚度為2 mm的復合板。本研究中，所有材料的擠壓比均為31∶1，擠壓速率均為0.1 mm/s。

采用4XC光學顯微鏡和MIRA 3XMU掃描電鏡對試樣擠壓復合板縱截面(ED-ND面)進行顯微組織觀察，并采用能譜儀(EDS)對擠壓和軋制態復合板進行元素分析。利用Image Pro-Plus軟件對平均晶粒尺寸以及析出相的分布和平均尺寸進行統計測量。

采用HV-1000的維氏硬度計對復合板縱截面(ED-ND面)進行顯微硬度測試，載荷為300 g，加載時間為10 s。在Instron5569萬能試驗機上進行室溫拉伸實驗，拉伸速率為0.5 mm/min。

2 結果與分析

2.1 擠壓復合AZ91-(SiCP/AZ91)板的顯微組織

圖2是在400 ℃擠壓下的AZ91-(SiCP/AZ91)復合板中合金層的顯微組織和晶粒尺寸分布圖。從圖2(a)，(c)中可以看出外層合金(“A”)比內層合金(“AⅠ”)平均晶粒尺寸大。這是因為在擠壓過程中，外層合金與模具壁摩擦會產生額外的熱量，從而促進晶粒的長大。圖2(b)，(d)分別為“A”和“AⅠ”層的SEM圖，可以看出內外合金層中均存在細小的析出相以及大塊破碎的第二相，擠碎的第二相沿擠壓方向排布，其大多沿晶界分布，對晶粒生長起到一定的阻礙作用[13]。

圖2 在400 ℃擠壓的AZ91-(SiCP/AZ91)復合板中合金層的顯微組織和晶粒尺寸分布圖(a)，(b)外層合金；(c)，(d)內層合金Fig.2 Microstructures and grain size distribution maps of alloy layer of AZ91-(SiCP/AZ91) clad plate extruded at 400 ℃(a)，(b)alloy of outer layer;(c)，(d)alloy of inner layer

圖3為在不同溫度下擠壓的AZ91-(SiCP/AZ91)復合板中內層合金的低倍以及高倍光學顯微組織。從圖3(a)，(c)，(e)中可以看出，熱擠壓后內層合金發生了完全的動態再結晶，晶粒細化，而且隨著擠壓溫度的升高，合金組織更均勻。從圖3(b)中可以看出，合金層中存在一些沿擠壓方向分布的第二相(如圖中虛線框所示)，由于第二相對再結晶晶粒的長大有阻礙作用，所以第二相附近晶粒尺寸較小，而遠離第二相的區域晶粒尺寸較大。隨擠壓溫度的升高，內層合金晶粒尺寸變大，長條狀第二相數量減少，組織均勻性提高，如圖3(d)，(f)所示。主要是因為擠壓溫度越高，晶界的擴散系數越大，使晶界遷移率提高，晶粒長大愈加明顯。

圖3 不同溫度下擠壓的AZ91-(SiCP/AZ91)復合板中“AⅠ”層的OM照片(a)，(b)300 ℃；(c)，(d)350 ℃；(e)，(f)400 ℃Fig.3 OM images of “AⅠ” layer of AZ91-(SiCP/AZ91) clad plate extruded at different temperatures(a)，(b)300 ℃；(c)，(d)350 ℃；(e)，(f)400 ℃

不同溫度下擠壓的AZ91-(SiCP/AZ91)復合板中內層AZ91合金的SEM組織如圖4所示。從圖4(a)可以看出300 ℃擠壓時內層合金中存在大塊的第二相，且沿擠壓方向呈條帶狀分布；隨著溫度的升高，大塊第二相基本消失，如圖4(c)，(e)所示。圖4(b)，(d)，(f)為內層合金SEM的高倍圖，表1給出圖4中4個點的EDS結果可知主要含Mg，Al兩種元素，結合目前關于Mg-Al合金現有的研究結果，可以確定合金層中的第二相為Mg17Al12，且隨著擠壓溫度的升高尺寸分布更加均勻。

圖5是在不同溫度下擠壓的AZ91-(SiCP/AZ91)復合板中復合材料層的光學顯微組織。可以看出，在不同溫度擠壓后，復合材料層均發生了完全動態再結晶，隨著擠壓溫度由300 ℃升高到400 ℃，SiCP的分布得到改善。因為溫度越高，AZ91基體的流動性越好，在擠壓過程中SiCP運動時阻力更小，基體更容易進入SiC顆粒之間，減少SiCP的團聚，使其分布更加均勻。與AZ91合金層類似，不同溫度下擠壓的SiCP/AZ91復合材料層的晶粒尺寸隨著擠壓溫度的升高，晶粒尺寸逐漸增大，但與合金層的晶粒相比，其尺寸明顯減小。一方面是由于硬質SiCP與軟質AZ91基體在擠壓過程中存在變形不匹配，導致SiCP周圍存在較高的位錯密度，促進動態再結晶形核[4,14]；另一方面SiCP的存在對晶界遷移有阻礙作用，從而抑制晶粒長大。以上兩個原因導致了復合材料層晶粒的細化。

圖6為不同溫度擠壓下復合板中SiCP/AZ91復合材料層的SEM顯微組織，從圖6(a)中可以看出在擠壓過程中復合材料層析出細小的Mg17Al12相，且其大部分沿晶界分布。在Lee等[15]的研究中發現，由于Al原子擴散不充分，在晶界處存在Al溶質的元素偏析。此外，晶界處缺陷較多，為Al原子擴散提供了快速通道，而且Mg17Al12相在晶界處的形核勢壘相對較低[16]，導致Mg17Al12相沿晶界析出。隨擠壓溫度由300℃增加至400 ℃，如圖6(b),(c)所示，晶粒更容易長大，晶界數量減少，Mg17Al12相形核數量減少，導致Mg17Al12相數量隨溫度升高呈下降趨勢。

圖6 不同溫度下擠壓的AZ91-(SiCP/AZ91)復合板中“C”層的SEM照片(a)300 ℃；(b)350 ℃；(c)400 ℃Fig.6 SEM images of “C” layer of AZ91-(SiCP/AZ91) clad plate extruded at different temperatures(a)300 ℃;(b)350 ℃;(c)400 ℃

圖7是在不同溫度下擠壓的AZ91-(SiCP/AZ91)復合板內層界面的OM組織。可以看出，不同擠壓溫度下復合板材合金層與復合材料層界面處均未出現明顯的分層以及開裂現象。同時，隨著擠壓溫度的提高，界面處部分晶粒的晶界貫穿AZ91層與復合材料層，從而形成牢固的冶金結合。這是因為SiCP的存在，SiCP/AZ91復合材料在熱變形過程中的流動性低于AZ91合金，靠近界面的AZ91合金在擠壓過程中流動較困難，二者變形能力的不匹配導致擠壓過程中產生摩擦力，帶來更高的儲存能和動態再結晶(DRX)形核率，更加有利于界面處的冶金結合。

圖7 在不同溫度下擠壓的AZ91-(SiCP/AZ91)復合板中內層界面的OM照片(a)300 ℃；(b)350 ℃；(c)400 ℃Fig.7 OM images of inner interface of AZ91-(SiCP/AZ91) clad plate extruded at different temperatures(a)300 ℃；(b)350 ℃；(c)400 ℃

2.2 擠壓AZ91-(SiCP/AZ91)復合板的界面演化

350 ℃擠壓時AZ91-(SiCP/AZ91)復合板的料頭形貌及擠壓過程中內層界面的光學顯微組織如圖8所示。圖8(a)為擠壓料頭的宏觀形貌，選取了5個位置進行研究，其相應光學顯微組織如圖8(b)～(f)所示。位置1和2為擠入凹模前的部分，位置3為剛擠入凹模的部位，位置4為凹模的部位，位置5為擠出凹模的部位。在進入凹模前，如圖8(b),(c)所示位置1和2，合金層與復合材料層的界面層明顯并且平直，合金層中在靠近界面處優先發生DRX。這是因為擠壓過程中兩種材料由于塑性不同，變形不協調，所以在界面處存在較多位錯，促進DRX形核。當坯料進入凹模行進至位置3時，合金層與復合材料層的界面結合更加緊密，界面彎曲程度逐漸明顯，如圖8(d)所示。隨著擠壓進行至位置4時，如圖8(e)所示，坯料發生明顯塑性變形，合金層與復合材料層發生明顯結合，界面難以分辨，晶界可以穿過界面。隨著變形儲能增加，再結晶驅動力變大，合金層與復合材料層不僅僅在界面結合處發生DRX，而是整個層間發生DRX，呈現為等軸的DRX晶粒。值得注意的是，DRX使得組織更加均勻，因此位置4的晶粒尺寸明顯小于之前的位置。當坯料最后擠出凹模時，已經發生了完全的DRX以及存在部分沿擠壓方向拉長的晶粒，如位置5所示，合金層與復合材料層形成良好的冶金結合，界面平直，如圖8(f)所示。

表1 圖4中所示4個點的EDS結果Table 1 EDS results of 4 points in fig.4

圖8 350 ℃擠壓時AZ91-(SiCP/AZ91)復合板的料頭形貌及擠壓過程中內層界面的OM照片(a)宏觀形貌；(b),(c),(d),(e),(f)分別為圖(a)中位置1,2,3,4,5的顯微組織Fig.8 Morphology of stub bar and OM images of inner interface of AZ91-(SiCP/AZ91) clad plate during extrusion at 350 ℃(a)morphology of stub bar; (b),(c),(d),(e),(f)OM images of 1,2,3,4,5 in fig.(a)

2.3 擠壓AZ91-(SiCP/AZ91)復合板的力學性能

圖9給出AZ91-(SiCP/AZ91)復合板的顯微硬度值，其中圖9(a)為擠壓溫度為400 ℃時復合板的顯微硬度，圖9(b)為不同溫度下擠壓的復合板的顯微硬度統計。復合板中“C”層，即SiCP/AZ91層的顯微硬度遠高于“A”層和“AⅠ”層，界面處的顯微硬度位于兩層之間。硬質SiCP對鎂基體硬度的貢獻主要源于以下兩個方面：一是由于SiCP與Mg基體的熱膨脹系數不同，熱變形后SiCP周圍產生大量的熱錯配位錯，利于硬度的提高；二是復合材料內的晶粒尺寸小于合金層，根據Hall-Petch關系[17-18]，晶粒尺寸減小，強度升高。此外，“AⅠ”層與內側界面Interface Ⅱ硬度略高于“A”層與外側界面Interface Ⅰ，這是因為在擠壓過程中外側合金與模具壁摩擦會產生額外的熱量，從而使晶粒長大，硬度降低。當擠壓溫度由300 ℃提高至400 ℃時，復合板中合金層與復合材料層中動態再結晶晶粒發生明顯長大，同時動態析出的Mg17Al12相數量顯著減少，因此隨著擠壓溫度的升高，AZ91-(SiCP/AZ91)復合板的顯微硬度降低。

圖9 AZ91-(SiCP/AZ91)復合板的顯微硬度(a)400 ℃擠壓復合板；(b)不同溫度下擠壓的復合板Fig.9 Micro-hardness of AZ91-(SiCP/AZ91) clad plates(a)clad plate extruded at 400 ℃;(b)clad plates extruded at different temperatures

AZ91-(SiCP/AZ91)復合板在不同溫度下擠壓的室溫拉伸應力-應變曲線如圖10(a)所示，相應的屈服強度(YS)、抗拉強度(UTS)、伸長率(EL)和彈性模量分別在圖10(b)，(c)中給出。當擠壓溫度為300 ℃時，YS和UTS分別為264 MPa和330 MPa，且其均隨擠壓溫度的升高而降低，當擠壓溫度提高至400 ℃時，復合板的YS和UTS分別降至220 MPa和293 MPa，EL則由1.57%增加至2.53%，彈性模量變化不大，均接近50 GPa。合金層和“C”層的平均晶粒尺寸均隨擠壓溫度的升高而增大，導致屈服強度減小。此外，如前文所述，當擠壓溫度由300 ℃提高至400 ℃時，Mg17Al12相數量較少，使第二相強化減弱，提高了位錯可動性，所以伸長率隨溫度的升高而增加。

圖10 不同溫度下擠壓的AZ91-(SiCP/AZ91)復合板的室溫拉伸性能(a)室溫拉伸曲線；(b)強度；(c)伸長率和彈性模量Fig.10 Tensile properties at ambient temperature of AZ91-(SiCP/AZ91) clad plate extruded at different temperatures(a)tensile curves;(b)strength;(c)elongation and elastic modulus

單一的AZ91板材模量為45 GPa[18]，AZ91-(SiCP/AZ91)復合板擁有更高的模量(Ec)。根據混合法則：

Ec=E1V1+E2V2

(1)

式中：Ei和Vi分別為復合板中“i”組分的彈性模量和體積分數，AZ91的彈性模量和體積分數分別為45 GPa和60%，10%SiCP/AZ91的彈性模量和體積分數分別是60 GPa[19]和40%。根據式(1)計算出的復合板的彈性模量為51 GPa，與實驗測得的數值(≈50 GPa)接近。

圖11為400 ℃擠壓AZ91-(SiCP/AZ91)復合板斷口的SEM組織。圖11 (a)為側面斷口的SEM組織，可以看出，復合板沒有發生明顯的界面剝離，界面結合良好。合金層與復合材料層呈45°斷裂，宏觀斷裂面形狀逐漸接近“V”字形。圖11 (b)為合金層與復合材料層界面，界面處結合良好，沒有明顯的分層，合金層與復合材料層均有大量韌窩，表明復合板具有較好的塑性。圖11(c) 為SiCP/AZ91復合材料層斷口側面形貌，圖11(d)為復合材料層斷口正面形貌。可以看出，SiCP/AZ91復合材料層中，由于硬質SiC顆粒和鎂基體的變形不協調，從而產生應力集中，當其超過顆粒與基體界面結合的強度時，SiC顆粒與鎂合金基體出現明顯脫粘，如圖11(c)，(d)中箭頭所示，并最終導致了AZ91-(SiCP/AZ91)復合板斷裂。

圖11 400 ℃下擠壓AZ91-(SiCP/AZ91)復合板斷口形貌(a)斷口側面；(b)界面處；(c)復合材料層側面；(d)復合材料層正面Fig.11 Fractographies of AZ91-(SiCP/AZ91) clad plate extruded at 400 ℃(a)longitudinal plane;(b)interface;(c)SiCP/AZ91 layer on the longitudinal plane;(d)SiCP/AZ91 layer

3 結論

(1)通過擠壓復合法在不同溫度下成功制備出AZ91-(SiCP/AZ91)復合板，且其界面較平直，出現冶金擴散，結合情況良好。

(2)AZ91-(SiCP/AZ91)復合板內層合金晶粒小于外層合金，復合材料層晶粒尺寸小于內層合金，且復合材料層組織更加均勻。隨著擠壓溫度的升高，Mg17Al12相的數量減少，復合板各層的晶粒尺寸增大。

(3)AZ91-(SiCP/AZ91)復合板中復合材料層的硬度值高于內層合金，界面處的硬度值則介于兩者之間，內層合金的硬度值高于外層合金。隨擠壓溫度的升高，復合板硬度逐漸下降。

(4)隨著擠壓溫度的升高，AZ91-(SiCP/AZ91)復合板YS和UTS逐漸降低，而伸長率逐漸提高。

(5)在室溫拉伸過程中，SiC顆粒與基體脫粘，使得復合材料層內部產生微裂紋，是造成AZ91-(SiCP/AZ91)復合板斷裂的主要原因。